【摘 要】
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为了开发性能优异的Ti-Ni基形状记忆合金及其热处理工艺,本文通过在Ti-Ni合金中掺杂微量Zr得到了Ti-50.8Ni-0.1Zr（原子分数）形状记忆合金丝,用X射线衍射仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、示差扫描热分析仪和微机控制电子万能试验机等研究了退火和时效处理对Ti-50.8Ni-0.1Zr形状记忆合金组成相、微观组织、相变行为、形变特性、超弹性（SE）、形状记忆效应（SME）和循环稳定
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为了开发性能优异的Ti-Ni基形状记忆合金及其热处理工艺,本文通过在Ti-Ni合金中掺杂微量Zr得到了Ti-50.8Ni-0.1Zr（原子分数）形状记忆合金丝,用X射线衍射仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、示差扫描热分析仪和微机控制电子万能试验机等研究了退火和时效处理对Ti-50.8Ni-0.1Zr形状记忆合金组成相、微观组织、相变行为、形变特性、超弹性（SE）、形状记忆效应（SME）和循环稳定性的影响规律,得到以下主要结果:350～700℃退火态和300～600℃时效1～50 h时效态Ti-50.8Ni-0.1Zr合金由母相A（Cs Cl型结构B2）和马氏体M（单斜结构B19’）相组成。随退火温度升高,合金组织形貌由纤维状转变为等轴状,再结晶温度在550～600℃之间。固溶时效态合金的组织形态呈等轴状,组织中析出了Ti3Ni4相。随时效温度升高,Ti3Ni4析出相由细小颗粒状生长为透镜状再变为粗片状。随退火温度升高,Ti-50.8Ni-0.1Zr合金在冷却/加热时相变类型由A→R→M（A-母相B2,Cs Cl型结构;R-R相,菱方结构;M-马氏体B19’,单斜结构）/M→R→A型向A→R→M/M→A型再向A→M/M→A型转变;合金的相变温度和热滞降低。随时效温度升高和时效时间延长,300℃时效态合金的相变类型为A→R→M/M→R→A;400℃时效态合金的相变类型由A→R→M/M→R→A型向A→R→M/M→A型转变;500℃和600℃时效态合金的相变类型分别为A→R→M/M→A和A→M/M→A;合金的R、M相变温度先升高后降低,R相变热滞比较稳定,在4.8～7.5℃之间。350～400℃和600～700℃退火态合金呈SE,450～550℃退火态合金呈SME;300℃时效1～50 h、400℃时效1 h和600℃时效1～50 h时效态合金呈SE,400℃时效5～50h和500℃时效1～50 h时效态合金呈SME。随退火温度升高,合金的应力应变曲线平台应力先降低后升高,残余应变先升高后降低,450℃退火态合金的残余应变最大（4.9%）。随时效时间延长,300℃和600℃时效态合金的平台应力降低,能耗升高。400℃和500℃时效态合金的平台应力和能耗均降低。600～700℃退火态合金的塑性高于350～550℃退火态,但强度低于后者;400℃退火态合金抗拉强度最高（1489 MPa）;650℃退火态合金延伸率最大（35.1%）。随时效时间延长,300℃时效态合金抗拉强度升高,延伸率降低;400℃时效态合金抗拉强度先升后降,延伸率先降后升;500℃时效态合金抗拉强度降低,延伸率升高;600℃时效态合金抗拉强度和延伸率均降低。退火态和时效态合金的断口形貌均呈韧窝状,属微孔聚集型韧性断裂。随应力应变循环次数增加,退火态和时效态Ti-50.8Ni-0.1Zr合金的平台应力、残余应变和能耗均先降低后趋于稳定。随形变温度升高,合金的平台应力增加,残余应变降低,特性由SME转变为SE。随形变温度升高和形变速率增加,合金SE改善。
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